(57)【要約】      （修正有）【課題】強度と導電性に共に優れた高強度高導電性銅合金及びその製造方法を提供する。【解決手段】質量率でＦｅを７％以上２０％以下含有し、Ｃ及びＳの総量が０．００４％以下、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｆｅを７０％以上含む第二相とＣｕ母相からなる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量率でＦｅを７％以上２０％以下含有し、Ｃ及びＳの総量が０．００４％以下、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｆｅを７０％以上含む第二相とＣｕ母相からなる高強度高導電性銅合金。
【請求項２】
さらにＡｇ及び／又はＳｎを総量で０．０５％以上３％以下含有する高強度高導電性銅合金。
【請求項３】
前記第二相中のＣ及びＳの総量が０．０５％以下である請求項１又は２に記載の高強度高導電性銅合金。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の高強度高導電性銅合金を圧延してなる銅合金ばね材であって、圧延直角断面から見たとき、前記第二相の平均アスペクト比Ａｔ２が１０≦Ａｔ２をみたす、曲げ加工性に優れた銅合金ばね材。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載の高強度高導電性銅合金を圧延してなる銅合金箔であって、圧延直角断面から見たとき、前記第二相の平均アスペクト比Ａｔ２が１０≦Ａｔ２を満たす、屈曲性に優れた銅合金箔。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれかに記載の高強度高導電性銅合金の圧延素材を２枚以上積層する第１工程と、前記積層された圧延素材をその積層方向に圧延する第２工程とをこの順序で１回以上繰り返す高強度高導電性銅合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は高強度高導電性銅合金、銅合金ばね材及び銅合金箔、並びに高強度高導電性銅合金の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
端子、コネクタ、スイッチ、リレー等の電気・電子機器用のばね材には優れたばね特性、曲げ加工性、導電性が要求され、従来からりん青銅等が用いられてきたが、近年では電子部品の一層の小型化の要請から高強度高導電性の合金が開発されている。
一般に、Ｃｕに強化元素を添加して高強度化すると導電率が低下し、一方で導電率を上昇させるためＣｕ純度を高めると低強度となる関係がある。そこで、Ｃｕ母相中に第二相を晶出させた合金系（複相合金）が開発された。この合金は、強加工することにより第二相がファイバ状に分散され、りん青銅と同等以上の強度を持ちつつ、母相はＣｕであるため、導電率が６０％ＩＡＣＳ（ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ
ａｎｎｅａｌｅｄ ｃｏｐｐｅｒ ｓｔａｎｄａｒｄ：焼鈍標準軟銅に対する電気伝導度の比）を超える高導電性が得られている。この複相合金系としては、Ｃｕ−Ｃｒ、Ｃｕ−Ｆｅ、Ｃｕ−Ｎｂ、Ｃｕ−Ｗ、Ｃｕ−Ｔａ、Ｃｕ−Ａｇなどが知られている（例えば、特許文献１〜８参照）。
【０００３】
上記従来技術の場合、第二相をファイバ状に延伸するための加工法として、線引き、圧延等の手段が用いられている。例えば、下記特許文献１、２には複相合金を圧延して製造すると、第二相が圧延方向に充分延伸されて繊維状になり、圧延直角方向（圧延材の長手方向に圧延が進むとして、圧延材の幅方向をいう）の強度も向上することが記載されている。
【０００４】
又、圧延は各種板材等を連続的に生産できる加工法であるが、加工前後の材料寸法の制約等から加工度をあまり大きくすることができないという問題がある。つまり、加工度は、真歪η=ｌｎ（Ａ０／Ａ）で表されるが（Ａ０：加工前の断面積、Ａ：加工後の断面積）、加工度が増加すると板厚が減少するため、製品厚に至るとそれ以上の加工ができなくなる。例えば、通常の圧延材の加工度は、η＝１〜６（６３．２％〜９９．７５％）程度に過ぎず、これ以上大きなηを得るには非常に大きな寸法の加工前の材料が必要となり、複相合金の強度を向上することができない。
このようなことから、繰り返し重ね接合圧延（Ａｃｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ Ｒｏｌｌ−Ｂｏｎｄｉｎｇ：以下、適宜「ＡＲＢ」と称する）が提案されている（例えば、特許文献９参照）。この技術は、圧延後の材料を切断後に積層して元の板厚とした後、再圧延するサイクルを繰り返すことにより、最終板厚を減少させずに圧延を施し、強加工を行う方法である。
【０００５】
【特許文献１】特開平６‐１９２８０１号公報
【特許文献２】特開平６‐２７９８９４号公報
【特許文献３】特開平９‐１０４９３５号公報
【特許文献４】特開平９‐２３５６３３号公報
【特許文献５】特開平９‐２４９９２５号公報
【特許文献６】特開平１０‐５３８２４号公報
【特許文献７】特開平１０‐１４０２６７号公報
【特許文献８】特公昭４８‐３４６５２号公報
【特許文献９】特許第２９６１２６３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
一般に、複相合金は、複合則を利用して強化する合金、もしくは異相界面の面積が増加することで強化する合金であり、第二相を繊維状（ファイバ状）に分散させることで強化される。ここでは、銅中に固溶しない晶出した第二相を強加工により銅母相中に繊維状に分散することにより作られ、異相界面の面積が増加することによる効果が大きい。このため第二相は数多く分散している（同じ体積分率なら微細に分散している）ほど、第二相が引き伸ばされやすいほど、また加工度が大きくなるほど高強度化される。
また、上記した従来の複相合金はいずれも２相合金であり、Ｃｕ−Ｆｅ合金、Ｃｕ−Ｃｒ合金、Ｃｕ−Ｎｂ合金等のＣｕ−ｂｃｃ系合金と、Ｃｕ−Ａｇ合金（共晶系合金）とに分けられる。しかしながら、Ｃｕ−Ａｇ合金は初期晶出物を微細にし易いものの、熱間加工性や耐熱性に劣り、又材料コストが高い。一方、Ｃｕ−Ｆｅ合金はＣｕ−Ａｇ合金と比較して耐熱性に優れ、材料コストが安価である。
【０００７】
しかし、例えばＣｕ−Ｆｅ合金のＦｅ原料として、軟鋼（Ｃ≦０．００４、Ｓｉ≦０．０４、Ｍｎ：０．１０〜０．６０、Ｐ≦０．０３５、Ｓ≦０．０４０、Ｃｕ≦０．０８、Ａｌ≦０．０８０、Ｎ≦０．０１００）や鋳鉄のスクラップ材などを使った場合、材料コストは安価となるが、軟鋼に含有されているＣや、スクラップに付着している油分などに含まれる不純物（Ｃ、Ｓなど）が合金に混入する問題がある。ＣやＳはＣｕ−Ｆｅ合金中のＦｅ相(第二相)に多く分配され、合金を圧延した際に第二相が変形し難くなるので、上記した第二相の分散強化が充分されずに強度が向上しない。
特に、変形し難い第二相が粗大な状態で最終板厚まで残ると、箔に加工した場合にピンホールの原因となる。
【０００８】
一方、複相合金の場合、その強化メカニズムから冷間加工度が上昇すればするほど強度が上昇する。しかし冷間圧延では、最終板厚が決まっていることから到達できる加工度に限界がある場合がある。加工度は、圧延前の初期板厚と必要な最終板厚によって決定され、通常、加工度η＝１〜６（６３．２％〜９９．７５％）程度である。従って、最終板厚を確保しながら加工度を向上させることができれば、Ｃｕ−Ｆｅ合金の強度を高めることができる。
すなわち、本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、強度及び導電性に共に優れた高強度高導電性銅合金及びその製造方法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは種々検討した結果、Ｃｕ−Ｆｅ合金中のＣ及びＳの量を低減することにより、導電性を損なわず強度を向上できることを突き止めた。
【００１０】
上記の目的を達成するために、本発明の高強度高導電性銅合金は、質量率でＦｅを７％以上２０％以下含有し、Ｃ及びＳの総量が０．００４％以下、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｆｅを７０％以上含む第二相とＣｕ母相とからなる。
さらにＡｇ及び／又はＳｎを総量で０．０５％以上３％以下含有すること、前記第二相中のＣ及びＳの総量が０．０５％以下であることが好ましい。
【００１１】
本発明の銅合金ばね材は、前記の高強度高導電性銅合金を圧延してなり、圧延直角断面から見たとき、前記第二相の平均アスペクト比Ａｔ２が１０≦Ａｔ２をみたし、曲げ加工性に優れている。
【００１２】
本発明の銅合金箔は、前記高強度高導電性銅合金を圧延してなり、圧延直角断面から見たとき、前記第二相の平均アスペクト比Ａｔ２が１０≦Ａｔ２をみたし、屈曲性に優れている。
【００１３】
ここで、Ｆｅ相において、そのアスペクト比は、（Ｆｅ相の伸長幅）／（Ｆｅ相の圧延厚み方向での厚さ）で定義される。従って、圧延直角方向に沿う断面（圧延直角断面）から見たアスペクト比Ａｔは、図１のｔ２／ｔ１で表される。ｔ２、ｔ１はＦｅ相の断面像から求めることができる。Ｆｅ相におけるｔ２、ｔ１は、通常、圧延直角断面について得られたＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）のＢＳＥ（反射電子）像からｔ２、ｔ１の最大値を採用すればよい。
一つのＦｅ相のｔ２、ｔ１から算出されるＡｔを複数個（たとえば１００個）のＦｅ相について測定し、得られたＡｔの平均値を平均アスペクト比Ａｔ２とすればよい。
【００１４】
本発明の高強度高導電性銅合金の製造方法の一形態は、前記高強度高導電性銅合金の圧延素材を２枚以上積層する第１工程と、前記積層された圧延素材をその積層方向に圧延する第２工程とをこの順序で１回以上繰り返す。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、強度及び導電性に共に優れた高強度高導電性銅合金が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
以下、本発明に係る高強度高導電性銅合金の実施の形態について説明する。なお、本発明において％とは、特に断らない限り、質量％を示すものとする。
【００１７】
＜高強度高導電性銅合金の組成＞
［化学成分］
上記銅合金は、質量率でＦｅを７％以上２０％以下含有し、Ｃ及びＳの総量が０．００４％以下、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる。
【００１８】
［２相合金］
Ｆｅが７％以上含有されるとＣｕ母相中にＦｅ相として晶出する。そのため、本発明の銅合金は、Ｆｅ相（第二相）とＣｕ母相との２相合金からなる。Ｆｅ相はＦｅを７０％以上含み、複相合金として主に異相界面の面積の増加に伴う強化に寄与する。合金中のＦｅの含有量が７％未満であると、Ｆｅ相による複合強化の効果が少なく、２０５０％を超えると融点が上昇すると共に固液共存温度域が大きくなり、鋳造等が困難になって生産性が低下したり、得られた合金の導電性が低下したりする。
Ｆｅ相は、Ｃｕ母相内に例えば針状に晶出するが、晶出形態はこれに限定されない。なお、以下に述べるＣ，ＳはＣｕ母相とＦｅ相とに所定割合で分配される。尚、Ｃｕ母相は、例えばＣｕを９０％以上含むが、これに限られない。
Ｆｅ相は、最終工程終了後の圧延組織の断面を研磨した後、ＳＥＭのＢＳＥ像により、母相と異なる組成として観察することができる。組織が観察しにくい場合は、エッチング又は電解研磨を行ってもよい。
【００１９】
［不可避的不純物］
上記銅合金中の不可避的不純物の含有量は、ＪＩＳ  Ｈ２１２３に規格する無酸素形銅Ｃ１０１１ほど清浄である必要はない。また、「残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になる」とは、本発明の作用効果を損なわない範囲で他の成分（公知成分を含む）、例えば、炉材や原料などから通常混入する範囲の成分を含有してもよいことを示す。
【００２０】
［Ｃ及びＳ］
上記銅合金において、Ｃ及びＳの総量を０．００４％以下とする。Ｃ及びＳの総量が０．００４％を超えると、Ｃ及びＳがＦｅ相に多く含有され、加工中にＦｅ相が変形され難くなり、複相合金の効果が不充分となって強度が向上しない。Ｃ及びＳは、例えばＦｅ原料としてスクラップ材（軟鋼、鋳鉄など）を用いた場合に混入されると考えられる。
一方、上記スクラップ材等に含まれるＭｎ，Ａｌ等は、通常の量であれば本発明の銅合金の特性に影響を与えない。例えば、Ｍｎの含有量を０．００１％未満とし、Ａｌの含有量を０．００２％未満とすればよい。
例えば、本発明の銅合金中の各種成分の含有量として、Ｃ  ０．００１％、Ｓ  ０．００２％、Ｐ  ０．００１％、Ｐｂ  ０．００１％未満、Ｚｎ  ０．００２％、Ｓｎ  ０．００１％未満、Ｓｉ  ０．００５％、Ａｌ  ０．００２％、Ｍｎ  ０．００１％未満、程度のものが挙げられる。
【００２１】
なお、Ｃ及びＳは合金中に均一に分配されず、Ｆｅ相中に多く分配され、熱処理等を行ってもこの傾向は変わらない。従って、Ｆｅ相を変形させ易くするためには、Ｆｅ相中のＣ及びＳの量を低下させることが必要であるが、合金全体のＣ、Ｓを低減することによりＦｅ相中のＣ、Ｓも低減することが出来る。このようなことから、Ｆｅ相中のＣ及びＳの総量を０．０５％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．０２％以下とする。Ｃ及びＳの総量は、通常、組織中に存在する複数のＦｅ相について測定した総量の平均値とすることができる。
【００２２】
Ｃ及びＳの総量を上記範囲に管理する方法としては、合金溶湯の溶解時に、脱炭及び脱硫を行うこと、溶解時に溶解炉等から炭素が入らないようにすること、均質化焼鈍を十分に行うことが挙げられる。
【００２３】
合金全体に含有されるＣ及びＳの含有量の分析は、燃焼赤外線吸収法を用いることができる。分析は、本発明の銅合金の最終製品（例えば圧延材や箔）を用いてもよく、又、Ｆｅ相が大きく変形する前の段階の材料であるインゴット等を用いてもよい。インゴット等であれば、Ｃ、Ｓの分析はより容易である。
Ｆｅ相に含有されるＣ、Ｓの分析は以下のようにして行うことができる。まず、銅合金試料を、アンモニア、過酸化水素、及び水の混合溶液に浸漬する。次に、溶液をろ過し、又は試料表面に付着しているＦｅ相を取る等の方法でＣｕ-Ｆｅ複相合金からＦｅ相のみを抽出する。そして、抽出したＦｅ相のＣ、Ｓ含有量を燃焼赤外線吸収法で分析する。ここで、抽出したＦｅ相にＦｅ以外のごみや汚れなどの不純物が入らないよう十分に注意する必要がある。
【００２４】
［Ａｇ及びＳｎ］
さらに上記銅合金において、Ａｇ及び／又はＳｎを総量で０．０５％以上３％以下含有することが好ましい。上記微量元素は、上記銅合金を析出強化（または固溶強化）させ、耐熱性を向上させ、又は上記銅合金鋳造時のＦｅ相の初期晶出物を微細化し、合金の強度を向上させる。Ａｇ及び／又はＳｎの総量が０．０５％未満の場合、これらの効果が充分でなく、３％を超えると導電率を低下させる場合がある。ＡｇはＣｕ母相中に存在して析出強化及び固溶強化に寄与し、Ｓｎは固溶強化に寄与すると考えられる。又、耐熱性及びＦｅ相の微細化には、Ａｇ及びＳｎはともに寄与する。耐熱性には、ＡｇよりＳｎの方が寄与が大きい。
【００２５】
＜高強度高導電性銅合金の圧延＞
上記合金の素材（鋳塊等）を圧延することにより、合金の強度をさらに向上させることができる。一般に、複相合金は、母相中に繊維状、リボン状等の母相とは異なる相を分散させることにより強化を図る合金であり、強加工によりＣｕ中に固溶せずに晶出したＦｅ相を引き伸ばしてＣｕ母相中に分散させて高強度を得る。強加工としては、線引き、圧延等があるが、圧延材とすると幅広の材料や板材を製造することができる。
【００２６】
＜Ｃｕ−Ｆｅ合金の強化機構＞
ところで、本発明の複相合金の強度には弾性的効果と塑性的効果があり、弾性的効果は母相より硬い相が存在することで強化され、複合側によれば、式
σ＝Ｖ１σ１＋Ｖ２σ２
で表される（添え字１，２はそれぞれＣｕ，Ｆｅを示し、Ｖは体積分率を、σは応力を示す）。しかしながら、本発明の合金の場合、Ｖ２よりＶ１の方が極めて大きく、例えば、Ｖ１＝０．８、Ｖ２＝０．１とすると、Ｆｅ相の応力σ２を１００ＭＰａまで高めても合金全体としては１０ＭＰａしか強度が上昇しない。
一方、塑性的効果はＣｕ母相のみに変形が起こることによる効果でＣｕ母相とＦｅ相の異相界面の面積が増加すると高強度化される。
以上のことから、Ｆｅ相の強度（応力）σを増大させることより、異相界面の面積を増加させることの方が高強度化の点で重要となる。
【００２７】
圧延前の組織が同一である場合、Ｆｅ相が圧延により大きく引き伸ばされた方が異相界面の面積は増加する。圧延によりＣｕ母相及びＦｅ相は共に引き伸ばされるが、Ｃｕ母相の方が変形し易いため、Ｆｅ相はＣｕ母相ほど引き伸ばされない。Ｆｅ相中にＣ及びＳが含有されるとＦｅ相は急激に硬化するため、更に引き伸ばされ難くなる。
【００２８】
まず、本発明の合金として圧延材を考えた場合、その圧延材組織として模式図１に示すものが例示される。この図において、圧延材２のＣｕ母相（マトリクス）中に、Ｆｅ相４が分散されている。板幅方向を「圧延直角方向Ｔ」とし、板の長手方向を「圧延方向Ｌ」とする。従来の複相合金の場合、第二相は圧延直角方向には殆ど延伸されずファイバ状である。一方、本発明においては、Ｆｅ相は圧延直角方向にも延伸され、例えばリボン状（舌片状）の形態を示す。
このように、圧延材の場合、リボン状のＦｅ相が圧延面方向に積層された状態で分散し、又、Ｆｅ相の厚みが薄いので、各相の間隔（圧延面方向から見て、Ｆｅ相によって区切られるＣｕ母相の厚さ）が狭い程、合金の単位体積中のＦｅ相の個数が多くなる、つまり、異相界面の面積が増加することになる。
【００２９】
＜Ｆｅ相の平均アスペクト比Ａｔ２＞
本発明の圧延材を圧延直角断面から見たとき、Ｆｅ相の平均アスペクト比Ａｔ２を１０以上とする。平均アスペクト比Ａｔ２の調整方法について、前記図１を参照して説明する。
上記したように、本発明において、Ｆｅ相は圧延直角方向にも延伸され、例えばリボン状（舌片状）の形態を示す。なお、従来から公知の他の複相合金において、圧延直角方向にも第二相が延伸されてリボン状（舌片状）になったものが存在する場合があっても、本発明においては、好ましくは第二相の圧延直角方向の長さは従来の複相合金より長く、平均アスペクト比も本発明の方が大きい。
【００３０】
［Ａｔ２の規制範囲］
本発明において、Ａｔ２は１０以上とする。Ａｔ２が１０未満であると、圧延直角方向にＦｅ相があまり延伸されず、この方向の強化が不充分となって強度が向上しないばかりでなく、異相界面で割れが生じる等、曲げ加工性が低下する。一方、Ａｔ２は特に上限を設けないが、Ａｔ２が１１０以下であれば、製造が容易である。又、通常の圧延方法においては、８０を超えるＡｔ２を得ることが難しい場合もあるが、後述するＡＲＢ（繰り返し重ね接合圧延）においては容易である。
【００３１】
［Ａｔ２の調整方法］
通常、圧延を行うと組織は圧延方向に延伸されるが、圧延直角方向にはあまり延伸されない。そこで、最終的に管理されるＡｔ２の値を考慮し、圧延直角方向にＦｅ相の幅ｔ２が伸びるよう、圧延前に晶出物（Ｆｅ相）をある程度の大きさまで成長させるなどの方法がある。また、熱間鍛造、冷間鍛造により幅だしを行うことでＡｔ２は大きくなる。その他に圧延時の圧延方向張力を低くすることにより、圧延方向への組織の延伸を弱めて圧延直角方向にＦｅ相を延伸させることや、１パス当りの加工度を減らし、パス回数を増やすことによっても、圧延直角方向にＦｅ相を延伸させることができる。
【００３２】
たとえば、まず、熱間鍛造を行いインゴット幅の１．４倍程度まで幅を広げる。その後熱間圧延、冷間圧延を行い、熱処理、冷間圧延、再び熱処理を行う。
【００３３】
次に、熱処理後に冷間圧延を行うが、Ａｔ２を大きくするには冷間圧延時の１パスあたりの加工度η＝０．１６〜０．３６（１５％〜３０％）、好ましくはη＝０．２９（２５％）以下程度と低くし、冷間圧延時にかける張力を８０ＭＰａ〜３００ＭＰａ、好ましくは２００ＭＰａ以下に抑えるとよい。
【００３４】
＜製造＞
以下、本発明の合金の製造方法の一例を挙げる。まず、電気銅又は無酸素銅を主原料とし、上記Ｆｅ及びＡｇ及び／又はＳｎを溶解炉にて溶解し、所定の組成のインゴット（鋳塊）を作製する。このインゴットを均質化焼鈍した後、熱間（温間）圧延又は熱間（温間）鍛造又は熱間（温間）圧延と熱間（温間）鍛造を共に行い、冷間圧延する。
圧延方法としては、上記した冷間圧延によって最終板厚にしてもよいが、ＡＲＢを行うこともできる。ＡＲＢで行う場合以下のように行うことが好ましい。
【００３５】
＜繰り返し重ね接合圧延（ＡＲＢ）＞
ＡＲＢは、上記した冷間圧延材をＡＲＢ用の圧延素材として行う。図２は、ＡＲＢの一例の概略を模式的に示した工程図である。
この図において、まず、２枚の圧延素材１Ａ、１Ｂの表面Ｓ、Ｓをそれぞれ清浄化する。圧延素材としては、銅合金のインゴット、インゴットを適宜均質化焼鈍してから熱間圧延又は熱間鍛造したもの、及び冷間圧延したものを用いることができる。圧延素材の厚みは、インゴット等の肉厚のものでもよく、最終製品厚に近い板厚が薄い冷間圧延材でもよい。又、清浄化は、圧延素材が圧延によって接合されるよう、表面の油分や酸化膜等を除去するためのものであり、例えば、脱脂、研磨、洗浄等を行うことができる。なお、ＡＲＢにおいて、清浄化する工程は現在必須であるが、焼鈍、圧延等により圧延素材の表面粗さ等を厳密に制御できるようになれば、将来省略することも可能である。
次に、圧延素材１Ａ、１Ｂを積層し（I：第１工程）、先端部Ｊ同士を接合する。圧延素材は２枚以上であれば何枚積層してもよい。又、接合は必須ではないが、圧延時に先端部が開いて接合できなくなったり、積層した素材間に隙間が生じて表面酸化等が生じたりすることを防止するために行うことが好ましい。接合方法は、溶接の他、機械的接合（ボルト等による締結、ワイヤ等による緊縛）であってもよい。又、先端に加え、圧延素材の後端（圧延出側）を接合してもよい。
次に、圧延素材１Ａ、１Ｂをロール１０、１０間に通し、その積層方向（図の上下方向）に圧延する（II：第２工程）。なお、圧延素材の加工性に応じて、圧延前に圧延素材を熱処理してもよく、又、熱処理しなくともよい。
次に、カッター２０を用い、圧延材１Ｃを例えば短手方向（圧延直角方向）に切断し、長手方向が分断された２つの圧延材１Ｄ、１Ｅを得る。各圧延材は圧延素材の場合と同様にして再度ＡＲＢに供され、圧延される。
また、本発明においては、圧延の前後やその途中、及び最終圧延後に各種の熱処理や焼鈍を行ってもよい。
【００３６】
ＡＲＢにおいては、上記した一連の工程をこの順序で１回以上繰り返す。２回以上繰り返す場合は、圧延材を切断し工程の最初に戻す工程を行う。例えば、ＡＲＢの圧下率を５０％とした場合、圧延前の圧延素材の厚みはそれぞれｔ０とすると、圧延後の圧延材１Ｃの厚みもｔ０（０．５ｔ０＋０．５ｔ０）となり、実際の材料厚みを減少させずに圧延することができる。又、図２の圧延素材１Ａ、１ＢにおけるＦｅ相１ｘの間隔（Ｃｕ母相の厚さ）をｄ０とすると、圧延後のＣｕ母相の厚さｄ１＝０．５ｄ０となり（圧下率５０％の場合）、圧延材の組織は強加工を受けて微細化することがわかる。
【００３７】
本発明の合金は、すでに述べたように異相界面の面積を増加させて、高強度化することができる。このような強化機構を考慮すると、ＡＲＢで圧延して加工度ηを大きくするほど、Ｃｕ母相の間隔が狭まって厚みが薄くなり、Ｃｕ母相とＦｅ相の異相界面の面積が増加して高強度化される。ＡＲＢの繰返し回数が多いほど、加工度を大きくすることができる。又、繰返し回数に上限はないが、合金の組成に応じて圧延による割れが生じない範囲に設定すればよい。必要な最終板厚によるが、例えば、繰返し回数として４〜５回程度が例示される。特に、圧延材の最終製品厚は予め決まっており、通常の圧延では、この厚みを超えて圧延加工度を大きくとることはできない。しかし、ＡＲＢによれば、最終製品厚未満まで加工した後であっても、重ね合わせることにより厚くなるのでＡＲＢを繰り返すことで、加工度を大きくすることができる。
なお、ＡＲＢにおける圧延１回毎の圧下率を５０％とすると、ｎ回繰返し後の圧延材の厚みは圧延素材の厚みの１／２ｎとなる。従って、繰返し回数がそれぞれ４，５回の場合、加工度はそれぞれη=２．７７（９３．８%），３．４７（９６．９%）となる。
【００３８】
なお、ＡＲＢ前に圧延素材を熱処理する場合、圧延素材のＦｅ相が熱により分断される温度以下の温度に保持すれば、第二相の分断による強度劣化が防げ、延性も回復するのでＡＲＢで割れが生じにくく、接合しやすくなる。
【００３９】
従来、銅系複相合金の圧延材は導電性等の問題から、端子等のばね材に用いることはできず、一方で半導体素子と同等の熱膨張係数を有するため、ヒートシンク、ヒートスプレッタなどの放熱用部品として用いられてきた。本発明では、導電性、強度が共に良好でさらにばね材としては良好な曲げ加工性、金属箔としては良好な屈曲性を有する銅合金を得ることができ、電子機器類の小型化、軽量化や性能向上に大きく寄与し得るなど、産業上きわめて有効な効果がもたらされる。
【００４０】
なお、本発明は、上記実施形態に限定されない。又、本発明の作用効果を奏する限り、上記実施形態における銅合金が他の成分を含有してもよい。
【００４１】
本発明は電子機器、例えばコネクタに適用可能である。コネクタは、端子が上記高強度高導電性銅合金の製造方法で構成されている。コネクタは公知のあらゆる形態、構造のものに適用でき、通常はオス（プラグ）とメス（ジャック）からなる。端子は、例えば串状の多数のピンが並設され、他のコネクタと嵌合した際に端子同士が電気的に接触するよう、適宜折り曲げられてバネのようになっていることがある。
又、本発明は箔にも適用可能である。
【００４２】
次に、実施例を挙げて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【実施例】
【００４３】
１．試料の製造
電気銅及び軟鋼スクラップ（油分付き）を用い、さらに必要に応じてＡｇ及び／またはＳｎを添加して真空溶解し、銅及び軟鋼が溶けた後も、酸化消耗、添加元素の蒸気圧を考慮し１Ｐａ以下の真空中で４０ｍｉｎ以上保持し、表１に示す組成のインゴットを鋳造した。又、必要に応じて、溶湯に対し、酸素による脱炭を行った後に脱酸を行った。インゴットを均質化焼鈍し、熱間圧延（又は熱間鍛造）した後、冷間圧延及び焼鈍を繰返し行った。なお、比較例については、原料溶解後、所定温度（融点＋１００℃程度）に到達するのと同時に出湯を行い、表１に示す組成のインゴットを鋳造した。
冷間圧延は、通常の冷間圧延、又はＡＲＢを以下に示すようにして行った。焼鈍温度は、冷間圧延で引き伸ばされた第二相が熱処理によって分断されない温度に調整した。圧延後に焼鈍を行うとその後の圧延で割れが入り難くなる。
なお、通常の冷間圧延の総加工度を、ばね材はη＝５．０（９９．３％）以上、箔はη＝６．５（９９．８５％）以上とした。また、最終板厚は、ばね材で０．１ｍｍ、０．２ｍｍ、箔で２０μｍ、５０μｍとした。
【００４４】
１−１．実施例１〜９、比較例１〜９
圧延素材は、上記冷間圧延の途中で脱脂、研磨、及び洗浄して表面を清浄化した後、Ｆｅ相が熱により分断される温度以下で焼鈍し、最終板厚になるまで冷間圧延を１パス加工度、張力を調整しながら行った。比較のため、表１に示す組成の元素を添加して同様に試料を作成したものを比較例１〜９とした。各実施例の均質化焼鈍は８５０℃×１８０分間行い、比較例の均質化焼鈍は８５０℃×６０分間行った。
１−２．実施例１０〜１２
圧延素材は、上記冷間圧延の途中で脱脂、研磨、及び洗浄して表面を清浄化した後、Ｆｅ相が熱により分断される温度以下で焼鈍した。次に、同一厚の圧延素材を重ね、先端及び後端の隅の計４ヶ所を溶接し、繰返し回数を２又は３回とするＡＲＢを行い、又は行わずに最終板厚としった（加工度ηは６（９９．７５％）を超えた）。以上のようにして実施例の試料を得た。各実施例の均質化焼鈍は８５０℃×１８０分間行った。
【００４５】
２．試料の評価
（１）Ｃ及びＳの含有量
合金全体に含有されるＣ及びＳの含有量の分析は、試料（インゴット、及び製造途中の板厚１０ｍｍの板材について分析したが両者に大きな差はなかったので、適宜インゴット又は板材を分析した）について燃焼赤外線吸収法を用いて行った。分析装置としては、ＬＥＣＯ社製のＣＳ４４４型を用いた。
Ｆｅ相に含有されるＣ、Ｓの分析は、まず、銅合金試料（上記と同様、適宜インゴット又は板厚１０ｍｍｔの板材）を、アンモニア、過酸化水素、及び水の混合溶液に浸漬溶解した。次に、溶液をろ過し、残渣のＦｅ相を抽出した。そして、抽出したＦｅ相５００ｍｇ中のＣ、Ｓ含有量を燃焼赤外線吸収法で上記と同様に分析した。
【００４６】
（２）Ｆｅ相の平均アスペクト比Ａｔ２の算出
ＡＲＢ後最終板厚まで圧延後の試料（ばね材又は箔）の圧延直角断面を研磨後（１μｍダイヤモンドペースト、但し、Ｆｅ相が小さく観察し難い場合は電解研磨後）、ＳＥＭを用いてＢＳＥ像を得た。像においてＣｕ母相に比べて黒い部分をＦｅ相と見なし、Ｆｅ相の厚みｔ１、伸長幅ｔ２を求めた。ｔ１、ｔ２は個々のＦｅ相の最大値を採った。像において測定したｔ１、ｔ２からＡｔを求め、１００個のＦｅ相についてそれぞれＡｔを求め、平均したものを平均アスペクト比Ａｔ２として採用した。なお、背面散乱係数は原子番号が大きくなるにつれて増加するため、ＢＳＥ像でＣｕ相と比較するとＦｅ相は黒く見える。
【００４７】
（３）強度の測定
ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従い、圧延平行方向の試料の引張試験を行い、０．２％耐力（ＹＳ:ｙｉｅｌｄｉｎｇ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を求めた。試料はＪＩＳに従って作製した。
（４）導電率の測定
四端子法にて、試料の導電率を求めた。
【００４８】
（５）曲げ加工性
各試料について、ＪＩＳ  Ｈ３１１０及びＨ３１３０に従い、Ｗ曲げ試験を行い、圧延直角方向及び圧延平行方向にそれぞれ延びる１０ｍｍ幅の試料（ｔ：試料厚さ）の最小曲げ半径（ＭＢＲ）を求めた。そして、以下の基準で曲げ加工性を評価した。
○：ＭＢＲ／ｔ≦２．５であるもの
×：ＭＢＲ／ｔ＞２．５であるもの
（６）屈曲性
各試料について、各試料について、ＡＳＴＭ  Ｄ２１７６（ＪＩＳ  Ｃ６４７１）に従ってＭＩＴ屈曲試験を行うと共に、ＩＰＣ規格ＴＭ−６５０（ＪＩＳ  Ｃ６４７１の参考図）に従ってＩＰＣ屈曲試験を行い、以下の基準で屈曲性を評価した。
○：ＭＩＴ屈曲試験において１００回以上屈曲しても破断せず、かつＩＰＣ屈曲試験において１０４回以上屈曲しても破断しないもの
×：ＩＰＣ屈曲試験において１０４回未満の回数で屈曲した時に破断したか、又はＭＩＴ屈曲試験において１００回未満の回数で屈曲した時に破断したもの
【００４９】
得られた結果を表１、２に示す。
【００５０】
【表１】
2006283129.tif 000003
【表２】
2006283129.tif 000004
【００５１】
＜表１について＞
表１から明らかなように、実施例１〜８は、強度、導電性、及び加工性（曲げ加工性、屈曲性）に共に優れていた。ここで、ばね材に加工した試料は曲げ加工性に優れ、箔に加工した試料は屈曲性に優れていた。このようなことから、合金中のＣ及びＳの総量を０．００４％以下とし、第二相の平均アスペクト比Ａｔ２を１０以上とすることの優位性が明らかである。
なお、合金中のＣ及びＳの総量を０．００４％以下としたが、第二相の平均アスペクト比Ａｔ２が１０未満である実施例９の場合、強度及び導電性に優れたが、加工性（曲げ加工性、屈曲性）に劣った。但し、この実施例９においても、同一組成の比較例９と比べ強度と導電性が優れているため、加工性（曲げ加工性、屈曲性）を要求されない用途に対して充分使用できる。
実施例４に示す合金の圧延後試料の組織を示す図３によれば、Ｆｅ相は引き伸ばされ、異相界面の面積が大きくなったことがわかり、この合金の強度が向上した。
【００５２】
一方、成分系がほぼ同一な各実施例に対し、合金中のＣ及びＳの総量が０．００４％を超えた比較例１〜９の場合、強度、導電性の他、加工性（曲げ加工性、屈曲性）にも劣った。比較例５に示す合金の圧延後試料の組織を示す図４によれば、Ｆｅ相は引き伸ばされず、粗大なＦｅ相が存在することがわかる。
又、各比較例の箔については、ピンホールが多く見られた。
＜表２について＞
表２から明らかなように、実施例１０〜１２は、強度、導電性、及び加工性（曲げ加工性、屈曲性）に共に優れていた。ここで、ばね材に加工した試料は曲げ加工性に優れていた。このようなことから、合金中のＣ及びＳの総量を０．００４％以下とし、第二相の平均アスペクト比Ａｔ２を１０以上とすることの優位性が明らかである。
なお、ＡＲＢを行わなかった実施例１２の場合、成分系がほぼ同一な実施例１０、１１に比べて強度が若干低下したが実用上問題はなかった。このことから、ＡＲＢを行い、加工度を大きくすると強度がさらに向上することが判明した。
【図面の簡単な説明】
【００５３】
【図１】本発明の合金の圧延材組織を模式的に示した図である。
【図２】ＡＲＢの一例の概略を模式的に示した工程図である。
【図３】実施例に示す合金の圧延後試料の組織を示す図である。
【図４】比較例に示す合金の圧延後試料の組織における粗大なＦｅ相を示す図である。
【符号の説明】
【００５４】
１Ａ、１Ｂ              圧延素材
Ｊ                      圧延素材先端部
１０                    圧延ロール
１Ｃ、１Ｄ、１Ｅ、２    圧延材
１ｘ、４                Ｆｅ相
【図１】
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【図２】
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【図３】
2006283129.tif 000007
【図４】
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